钢板的制作方法

本发明涉及钢板。

背景技术：

近年来，从与环境保护相关的汽车燃油效率提高等观点出发，要求使汽车用钢板高强度化、变薄，从而使汽车轻量化。另外，汽车部件所使用的钢板由于要成型为各种形状，所以要求具有优良的成型性。进而，由于在汽车的组装工序中成型部件要被焊接，因此作为汽车的结构部件所使用的钢板的选择标准，良好的焊接性也很重要。

然而，就钢板的焊接而言，例如像下述专利文献1中所记载的那样，有时焊接接头强度的下降成为问题。据认为在焊接时形成的焊点的韧性低的情况下，焊点内会发生裂纹并发展，焊接接头强度下降。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本专利第6388099号公报

技术实现要素：

发明所要解决的课题

上述那样的焊点内的裂纹在钢板的表层部发生并发展。因此，据认为表层部的状态会对钢板的焊接性会产生大的影响。可是，还没有找到通过表层部的改性来改善钢板的焊接性的现有技术。因此，本发明的课题是提供一种能够同时兼顾成型性和焊接性的钢板。

用于解决课题的手段

本发明者们对于通过钢板的表层部的改性来抑制因焊点内的裂纹的发生、发展而引起的焊接接头强度的下降进行了研究。其结果是，本发明者们认为，通过提高钢板的表层部的焊点的韧性，能够抑制焊接接头强度的下降而改善焊接性。

首先，本发明者们制作了多个在表层部分布有大量的Al氧化物粒子的钢板，并研究了这些钢板的焊接性。其结果是，这些钢板的焊接性均得到了改善。该效果的机理还不完全明确，但可以如下地考虑。

据认为分布于钢板的表层部的Al氧化物粒子通过在焊接时成为固定粒子，从而会抑制奥氏体的粗大化。奥氏体的粗大化如果被抑制，则因焊接时的冷却而生成的马氏体的原奥氏体粒径变得微细。据认为，通过马氏体的原奥氏体粒径变得微细，从而焊点的韧性会提高。其结果是，据认为焊点内裂纹的发生、发展得到抑制，焊接性得到改善。

但是，可知根据Al氧化物粒子分布状态，有时尽管焊接性得到改善，但成型性却劣化，本发明者们继续进行了更详细的研究。其结果是，本发明者发现，为了不让成型性劣化，适当控制钢板的表层部的Al氧化物粒子的分布是重要的。

如上所述地得到的本发明的要旨如下所述。

(1)一种拉伸强度为780MPa以上的钢板，其特征在于，在将从所述钢板的表面至板厚方向上的30μm为止的区域定义为表层部时，至少在单面侧的表层部，粒径为20nm以上的Al氧化物粒子以3000～6000个/mm²的个数密度存在，以μm为单位测定的所述Al氧化物粒子的粒径的自然对数的平均值为-5.0～-3.5，标准偏差为0.8以下，与所述粒径的自然对数的所述平均值的偏差大于所述标准偏差的2倍的Al氧化物粒子的数量为粒径为20nm以上的全部Al氧化物粒子数的5％以下，距离所述钢板的表面为板厚的1/4的位置处的化学组成以质量％计为：C：0.050～0.800％、Si：0.01～1.20％、Mn：0.01～8.00％、P：0.100％以下、S：0.050％以下、Al：0～3.000％、N：0.010％以下、O：0～0.020％、Cr：0～3.00％、Mo：0～1.00％、B：0～0.0100％、Ti：0～0.200％、Nb：0～0.200％、V：0～0.20％、Cu：0～1.000％、Ni：0～1.000％、剩余部分：Fe和杂质，在钢板的板厚的1/2的位置处，Al氧化物粒子的个数密度为1000个/mm²以下。

(2)根据(1)所述的钢板，其中，所述化学组成以质量％计含有选自下述元素中的至少1种：Cr：0.01～3.00％、Mo：0.01～1.00％、B：0.001～0.0100％、Ti：0.010～0.200％、Nb：0.010～0.200％、V：0.01～0.20％、Cu：0.010～1.000％、和Ni：0.010～1.000％。

(3)根据前述(1)或(2)所述的钢板，其中，距离所述钢板的表面为板厚的1/4的位置处的金属组织含有以面积率计为10％以上的残留奥氏体。

(4)根据前述(1)～(3)中任一项所述的钢板，其中，在所述表层部的表面进一步含有热浸镀锌层、合金化热浸镀锌层或电镀锌层。

发明效果

根据本发明，能够提供能够同时兼顾成型性和焊接性的钢板。这样的本发明的钢板适合作为汽车部件用原材料等。

附图说明

图1是示出在本发明的钢板的制造方法的连续铸造工序中，在钢液的表层部添加氧化铁的方法的一个例子的示意图。

具体实施方式

以下，对本发明的实施方式进行说明。此外，以下例示的实施方式是用于使理解本发明变得容易的实施方式，并不是用于限定性地解释本发明。本发明可以在不超出其宗旨的情况下从以下的实施方式进行变更、改良。此外，数值范围的表达中的“～”是指含有其左侧的数字作为下限、含有右侧的数字作为上限的意思。

本实施方式的钢板的拉伸强度设定为780MPa以上，优选设定为900MPa以上。在本实施方式的钢板中，将从钢板的表面至板厚方向上的30μm为止的区域定义为表层部，将比表层部更靠板厚方向的内侧的区域定义为钢板中心部。本实施方式的钢板的表层部满足以下所述的条件。

在钢板的至少单面侧的表层部存在Al氧化物粒子。表层部可以仅形成于钢板的单面侧，也可以形成于钢板的两面侧。本实施方式中，Al氧化物粒子的个数密度为3000～6000个/mm²。本实施方式中的Al氧化物粒子的粒径分布遵从以下的粒径分布。即，以μm为单位测定的Al氧化物粒子的粒径的自然对数的平均值为-5.0～-3.5以下、标准偏差为0.8以下。另外，Al氧化物粒子中的与粒径的自然对数的平均值的偏差超过标准偏差的2倍的粒子的个数为表层部的测定对象的全部Al氧化物粒子的个数的5％以下。通过满足上述Al氧化物的条件，对于具有780MPa以上的拉伸强度的高强度钢板来说，能够同时兼顾成型性和焊接性。

以μm为单位测定的Al氧化物粒子的粒径的自然对数的平均值为-3.5以下。由此，在钢板成型时粗大的Al氧化物粒子成为起点而产生裂纹这一事项能被抑制，钢板的成型性的劣化能被抑制。从该观点出发，该平均值更优选为-3.6以下，进一步优选为-3.8以下。此外，在本发明中，成型性是指，与轧制方向成直角地从钢板上采取日本工业标准JIS5号试验片、按照JIS Z 2241(2011)对该试验片进行拉伸试验而得到的总伸长率。另一方面，通过以μm为单位测定的Al氧化物粒子的粒径的自然对数的平均值设定为-5.0以上，钢板的焊接性得到改善。从该观点出发，该平均值优选为-4.9以上，更优选为-4.7以上。

另外，以μm为单位测定的Al氧化物粒子的粒径的自然对数的标准偏差为0.8以下。由此，在钢板成型时粗大的Al氧化物粒子成为起点而产生裂纹这一事项能被抑制，钢板的成型性的劣化能被抑制。该标准偏差的下限理想地为0。将该标准偏差的下限设定为低于0.2这一事项在技术上是困难的。因此，该标准偏差的下限也可以设定为0.2。

进而，上述的粒径分布中，相对于粒径的自然对数的平均值而言超过标准偏差的2倍的Al氧化物粒子的比例被限制在全部Al氧化物粒子的5％以下。通过如上所述地控制Al氧化物粒子的粒径，在钢板成型时粗大的Al氧化物粒子成为起点而产生裂纹这一事项能被抑制，钢板的成型性的劣化能被抑制。上述比例的下限理想地为0。由于将上述比例设定为低于1％这一事项在技术上是困难的，所以也可以将下限设定为1％。

在钢板的至少单面侧的表层部存在的大量Al氧化物粒子的个数密度为3000～6000个/mm²。通过存在于钢板的表层部的Al氧化物粒子的个数密度设定为3000个/mm²以上，从而焊点的韧性提高，焊接接头强度的下降得到抑制，能够提高焊接性。另一方面，通过将存在于钢板的表层部的Al氧化物粒子的个数密度设定为6000个/mm²以下，能够抑制钢板的成型性的劣化。从上述这样的观点出发，Al氧化物粒子的个数密度更优选为5500个/mm²以下。进一步优选为5000个/mm²以下。

Al氧化物粒子也可以超出从表面至30μm的范围而存在。当在钢板的两面侧存在大量Al氧化物粒子的情况下，各个表层部可以在同样的条件下形成，各个表层部也可以在相互不同的条件下形成。此时，如果一个表层部满足上述条件，则另一个表层部可以不满足上述条件，但优选两个表层部都满足上述条件。如果将满足上述条件的表层部作为接合面，则能够提高焊点的韧性，确保焊接接头强度。

本发明中，“表层部的Al氧化物粒子的个数密度”和“表层部的Al氧化物粒子的粒径分布”是如下所述地操作来确定。

Al氧化物粒子的个数和粒径可以通过以10000倍的倍率观察与钢板的轧制方向和板厚方向平行的截面来鉴定。具体而言，首先，将切出的钢板的截面通过机械研磨加工成镜面后，使用硝酸乙醇试剂使钢组织显现出来。然后，在以距离钢板表面沿板厚方向为15μm的位置(表层部的厚度的1/2的位置)为中心的0.04mm²的区域(表层部所含的区域)中，使用扫描电子显微镜(SEM：scanning electron microscope)观察钢组织。将如上所述地观察并计数的Al氧化物粒子的个数换算成每1mm²的个数并将该值设定为“表层部的Al氧化物粒子的个数密度”。另外，将在相同区域内测定而得到的Al氧化物粒子的粒径(外切圆当量直径)和测定到各粒径值的频率作为“表层部的Al氧化物粒子的粒径分布”。这里，上述的Al氧化物粒子的个数中所包含的Al氧化物粒子设定为粒径为20nm以上的粒子。

该效果的机理还不完全清楚，但可以如下地考虑。据认为当在表层部存在的Al氧化物粒子的粒径不遵从上述粒径分布的情况下，有下述的倾向：表层部存在大量粗大的Al氧化物粒子。这些粗大的Al氧化物粒子在钢板成型时会成为应变和应力集中的原因，有可能因生成空隙而成为裂纹的起点。另一方面，通过使分布于表层部的大量Al氧化物粒子的粒径遵从上述粒径分布，能够如上所述地促进奥氏体的粗大化并抑制由粗大的Al氧化物粒子引起的裂纹的产生。因此，据认为在抑制钢板的成型性劣化的同时改善了焊接性。

此外，未确认到钢板的表层部以外的部位处的Al氧化物粒子的个数密度和粒径对钢板的焊接性的明显影响。因此，即使在钢板中心部使用以往的不利于焊接性的延展性优良的DP(双相位Dual Phase)钢或TRIP(相变诱发塑性：Transformation Induced Plasticity)钢等的情况下，也能够通过如上所述地形成表层部来制成焊接性优良的钢板这一点是本发明的优点之一。

不过，从抑制钢板的成型性的劣化的观点出发，优选的是存在于钢板中心部的Al氧化物粒子的个数密度小。具体而言，在钢板的板厚方向的中心(板厚的1/2的位置)处，Al氧化物粒子的个数密度设定为1000个/mm²以下。在该区域内，对以板厚的1/2的位置为中心的0.04mm²的区域，与上述同样地以10000倍的倍率观察钢组织。将如上所述地观察并计数的Al氧化物粒子的个数换算成每1mm²的个数而得到的值作为钢板中心部的Al氧化物粒子的个数密度。

另外，在本实施方式的钢板中，为了进一步提高成型性，钢板中心部优选含有面积率为10％以上的残留奥氏体。具体而言，距离钢板表面为板厚的1/4的位置处的金属组织优选含有面积率为10％以上的残留奥氏体。由于通过残留奥氏体的相变诱发塑性会使延展性提高，因此通过将残留奥氏体的面积率设定为10％以上，能够使钢板的总伸长率为15％以上。如果利用这种残留奥氏体的效果，则即使在不含有软质的铁素体的情况下，也能够确保15％以上的总伸长率。因此，能够使钢板中心部高强度化，能够同时兼顾钢板的高强度化和成型性的提高。

在本发明中，将如下地求出的残留奥氏体的体积率看作钢板中心部的残留奥氏体的面积率。残留奥氏体的体积率能够用X射线衍射法求出。首先，采取具有与钢板的轧制方向平行的板厚截面的试样。通过机械研磨和化学研磨除去该试样中的从钢板表面至板厚的1/4的位置为止的部分，使板厚的1/4的位置的面从钢板表面露出。然后，对如上所述地露出的面照射MoKα射线，求出bcc相的(200)面、(211)面、以及fcc相的(200)面、(220)面、(311)面的衍射峰的积分强度比。由该衍射峰的积分强度比能够算出残留奥氏体的体积率。作为该算出方法，可以使用一般的5峰法。

下面，对本发明的钢板的化学组成进行说明。本发明的钢板中，钢板中心部的化学组成优选满足以下的条件。钢板中心部的化学组成是指在距离钢板表面为板厚的1/4的位置处测定的化学组成。有关元素含量的“％”，只要没有特别说明，就是指“质量％”。

“C：0.050～0.800％”

C是提高钢板强度的元素。为了通过C获得充分提高钢板的强度的效果，将C的含量设定为0.050％以上。另外，通过C的含量为0.800％以下，能够抑制钢板的韧性下降。从该观点出发，C的含量优选为0.600％以下。更优选为0.500％以下。

“Si：0.01～1.20％”

Si是使铁素体稳定化的元素。即，Si由于使Ac3相变点增加，因此能够在宽的退火温度范围内形成大量的铁素体，其是从提高钢的组织控制性的观点出发而添加的。为了获得由Si实现的上述效果，将Si的含量设定为0.01％以上。此外，Si也是会抑制铁系碳化物的粗大化、提高钢板的强度和成型性的元素。另外，Si是作为固溶强化元素，为了有助于钢板的高强度化而添加的。从上述这些观点出发，Si的含量优选为0.2％以上、更优选为0.5％以上。从抑制钢板脆化、成型性劣化的观点出发，Si的含量设定为1.20％以下。Si的含量优选为1.00％以下。

“Mn：0.01～8.00％”

Mn是提高钢的淬透性的元素。为了获得由Mn实现的上述效果，Mn的含量设定为0.01％以上。从抑制Mn偏析而硬度差变得过大的观点出发，Mn的含量设定为8.00％以下。Mn的含量优选为5.00％以下、更优选为4.00％、进一步优选为3.00％以下。

“P：0.100％以下”

P是有可能偏析而使焊接部脆化的元素。因此，P的含量优选为少。具体而言，P的含量设定为0.100％以下。P含量的下限为0。将P的含量设定为低于0.001％这一事项在经济上是不利的，所以也可以将0.001％作为下限。

“S：0.050％以下”

S是有可能对钢板的焊接性和铸造时和热轧时的制造性产生不良影响的元素。因此，S的含量优选为少。具体而言，S的含量设定为0.050％以下。S含量的下限为0。将S的含量设定为低于0.001％这一事项在经济上是不利的，因而也可以将0.001％设定为下限。

“Al：0～3.000％”

Al是作为脱氧剂发挥作用的元素，根据需要而在脱氧工序中添加。在使用Al作为脱氧剂的情况下，钢板中也可以含有0.050％以下的Al。如后所述，在将不同的钢板层叠接合来制造本发明的热轧钢板的情况下，如果表层部含有规定的Al氧化物，则在距离钢板表面为板厚的1/4的位置处不需要含有Al，Al量也可以是0。另外，在如后所述地向板坯表层供给氧而在钢板的表层部形成Al氧化物粒子的情况下，由于需要从板坯供给Al，所以板坯中优选含有0.010％以上的Al，更优选含有0.100％以上的Al，进一步优选含有0.300％以上或0.800％以上的Al。在这种情况下，根据板坯中所含的Al的量，距离钢板表面为厚度的1/4的位置处的Al含量也可以为0.500％以上或0.800％以上。另一方面，从抑制连续铸造时的板坯裂纹的观点出发，Al的含量优选设定为3.000％以下。

“N：0.010％以下”

N有可能形成粗大的氮化物，使钢板的弯曲性劣化。另外，N有可能成为焊接时的气孔发生的原因。因此，N的含量优选为少。具体而言，N的含量设定为0.010％以下。N含量的下限为0。将N的含量设定为低于0.001％这一事项在经济上是不利的，因而也可以将0.001％设定为下限。

“O：0～0.020％”

O是为了在表层形成Al氧化物而需要的元素。不过，如果在表层部形成了Al氧化物，则在距离表面为板厚的1/4的位置处也可以不存在O。因此，距离表面为板厚的1/4的位置处的O含量的下限为0。不过，为了在表层部高效地形成Al氧化物，也可以将0.001％设定为下限。距离表面为板厚的1/4的位置处的O量如果变多，则伸长率下降，因而上限设定为0.020％。

钢板中心部的化学组成的剩余部分为Fe和杂质。不过，也可以含有以下的元素来代替一部分Fe。

“Cr：0～3.00％、Mo：0～1.00％、B：0～0.0100％”

Cr、Mo和B分别是提高钢的淬透性而有助于钢板的强度提高的元素。即使这些元素的含量为少量也能获得由含有上述这些元素所带来的效果。上述这些元素的含量也可以为0％，但为了充分获得上述效果，优选的是Cr的含量为0.01％以上、Mo的含量为0.01％以上、B的含量为0.0001％以上。另一方面，从抑制钢板的酸洗性和焊接性、热加工性等的劣化的观点出发，Cr的含量设定为3.00％以下、Mo的含量设定为1.00％以下、B的含量设定为0.0100％以下。

“Ti：0～0.200％、Nb：0～0.200％、V：0～0.20％”

Ti、Nb和V分别是有助于提高钢板的强度的元素。上述这些元素通过由析出物强化、铁素体晶粒的生长抑制带来的细粒强化和通过再结晶的抑制而得到的位错强化，从而有助于钢板的强度上升。即使上述元素的含量为少量也能获得由含有上述这些元素所带来的效果。上述这些元素的含量也可以为0％，但为了充分获得上述效果，优选的是Ti、Nb的各自的含量为0.010％以上、V的含量为0.01％以上。不过，从抑制因碳氮化物的析出变多而导致钢板的成型性劣化的观点出发，Ti、Nb的各自的含量设定为0.200％以下、V的含量设定为0.20％以下。

“Cu：0～1.000％、Ni：0～1.000％”

Cu和Ni分别是有助于钢板的强度提高的元素。即使这些元素的含量为少量也能获得由含有上述这些元素而得到的效果。上述这些元素的含量也可以为0％，但为了充分获得上述效果，Cu和Ni的含量分别优选为0.010％以上。另一方面，从抑制钢板的酸洗性和焊接性、热加工性等的劣化的观点出发，Cu和Ni的含量分别设定为1.000％以下。

另外，在钢板中心部，在能够得到本发明效果的范围内也可以有意或不可避免地含有以下元素来代替Fe的一部分。即，本实施方式的钢板也可以在钢板中心部含有W：0～0.1％、Ta：0～0.1％、Sn：0～0.05％、Sb：0～0.05％、As：0～0.05％、Mg：0～0.05％、Ca：0～0.05％、Zr：0～0.05％、以及Y：0～0.05％、La：0～0.05％和Ce：0～0.05％等REM(稀土类金属：Rare-Earth Metal)。

此外，本发明的钢板也可以在表层部的表面进一步含有热浸镀锌层、合金化热浸镀锌层或电镀锌层。即使在如上所述地形成了镀层的情况下，本发明的钢板也能够如上所述地通过表层部的改性而同时兼顾成型性和焊接性。

下面，对获得本发明的钢板的制法的一个例子进行说明。

就本发明而言，存在下述的点：按照使表层部中所含的大量Al氧化物粒子的粒径遵从上述粒径分布的方式来进行控制。以下，对控制Al氧化物粒子的个数密度和粒径的本发明的钢板的制法进行说明。此外，本发明的钢板包括热轧钢板、冷轧钢板、镀覆钢板等。

[热轧钢板]

本实施方式中，控制Al氧化物的方法没有被特别限定，例如可以列举出：通过添加丝线来控制表层部的Al氧化物粒子的分布的方法；分别制造相当于钢板中心部的钢板和相当于分布有大量Al氧化物粒子的表层部的钢板，制成这些钢板层叠并接合而成的多层钢板的方法；调整粗轧之前的消除氧化皮、使含有Al氧化物的氧化皮残留在钢板表面的方法。

以下，对通过添加丝线来控制表层部的Al氧化物粒子的分布的方法进行说明。

在使满足上述的钢板中心部的化学组成的钢液从中间罐(tundish)流入连续铸造机的工序中，对相当于钢板的表层部的部位添加丝线形状的氧化铁，得到板坯。图1是示出在本发明的钢板的制造方法的连续铸造工序中在钢液的表层部添加丝线状的氧化铁的方法的示意图。这样一来，在钢液的表层部添加氧化铁，该氧化铁中含有的氧与Al结合而形成Al氧化物粒子。

在钢液中添加丝线形状的氧化铁时，使用具有1mm～50mm的直径的丝线形状的氧化铁。通过将丝线的直径(丝线直径)设定为1mm以上，能够使Al氧化物粒子的粒径所遵从的上述粒径分布的平均值为-5.0以上。另一方面，通过将丝线直径设定为50mm以下，能够使上述粒径分布的平均值为-3.5以下。另外，通过将丝线直径设定为50mm以下，能够使上述粒径分布的标准偏差为0.8以下。

另外，丝线形状的氧化铁按照使丝线中心通过从钢液表面离开丝线直径(mm为单位)～丝线直径(mm为单位)+30mm的位置的方式，并且按照丝线中心间的间隔为丝线直径(mm为单位)～丝线直径(mm为单位)+30mm的方式在钢液的宽度方向上多个排列地添加于钢液中。通过这样地控制丝线中心的位置和丝线的间隔，能够适当地调整钢板表层的Al氧化物的分布和钢板中心部的Al氧化物的个数密度。

另外，丝线形状的氧化铁按照丝线的输送速度与钢液的流速之差为-500mm/分钟～500mm/分钟的方式添加到钢液中。通过如上所述地将氧化铁添加于钢液中，能够将表层部的Al氧化物粒子的个数密度控制为3000个/mm²～6000个/mm²。存在下述的倾向：丝线的输送速度越快，Al氧化物粒子的个数密度越小，丝线的输送速度越慢，Al氧化物粒子的个数密度越大。

如上所述地操作，形成了具有成为钢板中心部的层和成为分布有Al氧化物粒子的表层部的层的板坯之后，在1100℃～1350℃、优选在超过1150℃且为1350℃以下的加热温度下加热该板坯。通过将板坯的加热温度设定为1100℃以上，能够抑制因铸造而引起的晶体取向的各向异性。另一方面，通过将板坯的加热温度设定为1350℃以下，能够抑制制造成本的大幅增加。

如上所述地加热板坯后，将该板坯供给至热轧。该热轧工序包含粗轧工序和精轧温度为800℃～980℃的精轧工序。通过将热轧的精轧温度设定为800℃以上，会抑制轧制反作用力变高，容易稳定地得到所期望的板厚。另一方面，通过将热轧的精轧温度设定为980℃以下，在从板坯的加热结束到热轧结束的工序中，即使不另外使用加热装置也能够结束热轧，从而能够抑制钢板制造成本的大幅增加。

然后，以平均冷却速度为2.5℃/秒以上将如上所述地热轧后的钢板进行冷却直到达到550℃～750℃的温度为止。该冷却工序是为了将钢板的大部分制成为低温相变组织，使钢板高强度化所需的工序。通过将平均冷却速度设定为2.5℃/秒以上，能够抑制铁素体相变和珠光体相变，能够抑制钢板的强度下降。平均冷却速度优选为5℃/秒以上、更优选为10℃/秒以上。不过，在高于750℃的温度下，不易发生铁素体相变和珠光体相变，因而平均冷却速度没有被限定。另外，在低于550℃的温度下，会相变为低温相变组织，因而平均冷却速度没有被限定。

然后，将在上述冷却工序中冷却的钢板卷绕。在该卷绕工序中，将卷绕温度设定为550℃以下。通过将卷绕温度设定为550℃以下，能够抑制钢板表层部的铁素体相变和珠光体相变。卷绕温度优选为500℃以下、更优选为300℃以下。如上所述地操作，能够得到卷绕的本发明的热轧钢板。

此外，为了将钢板中心部的残留奥氏体设定为以面积率计为10％以上以进一步提高钢板的成型性，优选含有下述工序来代替上述热轧后的工序。即，优选包含下述工序：在冷却过程中在500℃～700℃的温度下将热轧后的钢板保持3秒以上，接着在马氏体相变开始温度Ms～贝氏体相变开始温度Bs的温度下进行卷绕。这里，贝氏体相变开始温度Bs、马氏体相变开始温度Ms是用以下的式子算出的。

Bs(℃)＝820-290C/(1-Sf)-37Si-90Mn-65Cr-50Ni+70Al

Ms(℃)＝541-474C/(1-Sf)-15Si-35Mn-17Cr-17Ni+19Al

其中，C、Si、Mn、Cr、Ni和Al是板坯中所含的各元素的含量[质量％]，Sf是钢板中心部的铁素体的面积率。

此外，要求出制造中的钢板的铁素体的面积率是困难的。因此，在本发明中，事先准备经历了与实际的钢板的制造过程相同的温度履历的钢板，求出该钢板的钢板中心部的铁素体的面积率，将该铁素体的面积率用于上述的Bs和Ms的计算。此外，铁素体的面积率能够如下所述地求出。首先，采取具有与钢板的轧制方向平行的板厚截面的试样，将该截面作为观察面。将该观察面中的以距离钢板表面为板厚的1/4的位置为中心的100μm×100μm的区域设定为观察区域。关于用扫描型电子显微镜将该观察区域放大3000倍进行观察而看到的电子沟道对比度图像，是将晶粒的晶体取向差作为对比度之差来显示的图像。在该电子沟道对比度图像中，均匀的对比度的部分是铁素体。而且，根据积分计数法(根据ASTM E562)算出如上所述地鉴定的铁素体的面积率。

[冷轧钢板]

下面，对本发明所包括的钢板中的冷轧钢板的制造方法的例子进行说明。

首先，与上述热轧钢板的制造例同样地得到板坯后，与上述热轧钢板的制造例同样地加热板坯并进行热轧。然后，与上述热轧钢板的制造例同样地冷却热轧后的钢板，并进行卷绕。不过，在卷绕工序中，将卷绕温度设定为20℃～700℃。

然后，将如上所述地卷绕的热轧钢板开卷并进行酸洗。该酸洗工序是除去热轧钢板表面的氧化物(氧化皮)的工序，可以进行一次，也可以分多次进行。

然后，进行冷轧。在该冷轧工序中，压下率的合计优选为85％以下。通过将压下率的合计设定为85％以下，能够抑制钢板中心部的延展性的下降，能够抑制冷轧中钢板中心部断裂。另一方面，为了在下面的退火工序中使再结晶充分进行，冷轧工序中的压下率的合计优选为20％以上，更优选为30％以上。为了在冷轧前降低冷轧负荷，也可以在700℃以下的温度下对钢板进行退火。

上述冷轧工序后进行退火。在该退火工序中，为了使钢板高强度化，重要的是将钢板的大部分组织制成低温相变组织，抑制铁素体相变和珠光体相变。退火工序中，首先，在钢板中心部的Ac3点-100℃～900℃的温度下保持5秒以上。将加热温度设定为钢板中心部的Ac3点-100℃以上的理由是因为：通过将钢板中心部加热到铁素体和奥氏体的2相区域或奥氏体单相区域，从而利用之后的热处理就得到相变组织，得到具有所期望的强度的钢板。另一方面，通过将退火工序中的加热温度设定为900℃以下，能够抑制钢板中心部的原奥氏体粒径粗大化，能够抑制钢板的韧性劣化。

此外，Ac3点用下述式子求出。

Ac3(℃)＝910-203√C+44.7Si-30Mn+700P-20Cu-15.2Ni-11Cr+31.5Mo+400Ti+104V+120Al

其中，C、Si、Mn、P、Cu、Ni、Cr、Mo、Ti、V和Al是板坯中所含的各元素的含量[质量％]。

上述退火工序之后，以2.5℃/秒以上的平均冷却速度将退火后的钢板冷却至550℃～750℃的温度，能够得到本发明的冷轧钢板。该冷却工序是为了使钢板高强度化而需要的工序。通过将平均冷却速度设定为2.5℃/秒以上，能够抑制铁素体相变和珠光体相变，能够抑制钢板的强度下降。平均冷却速度优选为5℃/秒以上、更优选为10℃/秒以上。不过，在高于750℃的温度下，不易发生铁素体相变和珠光体相变，因而平均冷却速度没有被限定。另外，在低于550℃的温度下，会相变为低温相变组织，因而平均冷却速度没有被限定。也可以在550℃以下的温度下，以恒定的冷却速度将钢板冷却至室温，也可以通过在200℃～550℃左右的温度下保持钢板，使贝氏体相变得以进行，或者将马氏体回火。但是，如果在300℃～550℃长时间保持钢板，则钢板的强度有可能降低，因此在该温度区域保持钢板的情况下，保持时间优选为600秒以下。

此外，为了使钢板中心部的残留奥氏体以面积率计为10％以上以进一步提高钢板的成型性，优选实施以下的加热和冷却来代替以上所说明的冷轧后的退火工序。

首先，加热钢板直到700℃～900℃，并保持5秒以上。将加热温度设定为700℃以上的理由是因为使再结晶充分进行以降低未再结晶分率的缘故。另外，通过将加热温度设定为900℃以下，能够抑制钢板中心部的原奥氏体粒径粗大化而使韧性劣化。另外，通过将保持时间设定为5秒以上，能够使奥氏体相变得以进行而能够抑制钢板强度的下降。从该观点出发，保持时间优选为10秒以上、更优选为20秒以上。

将被加热保持的钢板以以下的方式冷却：钢板中心部满足10℃/秒以上的平均冷却速度直至Ms-100℃以上且小于Bs的冷却停止温度。在该冷却中，750℃～550℃的温度区域的平均冷却速度为2.5℃/秒以上。

另外，在该冷却过程中，为了获得所期望的铁素体的面积率，也可以进行下述的预冷却工序。

任选地包含下述工序：将钢板按照在从该温度至钢板中心部的Bs点以上且低于Ac3点-40℃的预备冷却停止温度为止停留5秒以上且低于400秒的方式进行预冷却。上述的预冷却工序根据需要进行即可，也可以没有该预冷却工序而进行以后的冷却工序。

上述冷却后，按照使钢板中心部在300℃～500℃的温度区域停留30秒～600秒的方式进行温度控制，以使钢板中心部的残留奥氏体的面积率达到10％以上。在该停留期间，根据需要也可以任选地多次进行加热和冷却。为了使残留奥氏体稳定化，该停留时间是重要的。此外，Ac3、Bs和Ms的求出方法如上所述。

以上说明是意欲给出得到本发明的钢板的制法的单纯的例示。如上所述，本发明的钢板的制法不限于通过添加丝线来控制表层部的Al氧化物粒子的分布的方法。

[镀覆钢板]

下面，对本发明所包括的镀覆钢板的制造方法的例子进行说明。

通过对如上所述地制造的冷轧钢板的表层部的表面实施热浸镀锌，能得到热浸镀锌钢板。在实施热浸镀锌的情况下，镀浴温度采用以往使用的条件即可。即，镀浴温度例如设定为440℃～550℃。

另外，如上所述地实施热浸镀锌之后，通过加热合金化处理，能得到合金化热浸镀锌钢板。作为加热合金化处理时的合金化的加热温度，采用以往使用的条件即可。即，合金化的加热温度例如设定为400℃～600℃。合金化的加热方式没有被特别限定，可以使用利用燃烧气体进行的直接加热、感应加热、直接通电加热等与以往的热浸镀设备相应的加热方式。合金化处理后，钢板被冷却至200℃以下，根据需要实施调质轧制。

另外，作为制造电镀锌钢板的方法，可以列举出以下的例子。例如，对于上述的冷轧钢板，作为镀覆的前处理依次实施碱脱脂、水洗、酸洗和水洗。然后，对前处理后的钢板，例如使用液循环式的电镀装置，使用由硫酸锌、硫酸钠、硫酸制成的溶液作为镀浴，以100A/dm²左右的电流密度进行电解处理直到达到规定的镀覆厚度。

实施例

在制造具有表1中所示的化学组成的板厚为250mm的连续铸造板坯的工序中，按照表2-1～2-3所示的条件添加丝线状的氧化铁，得到在表层部分布有Al氧化物的板坯。表4-1～4-3中示出了：作为“表层部的位置”，是在单面的表层部添加了丝线状的氧化铁还是在两面的表层部添加了丝线状的氧化铁。将该板坯在表2-1～2-3所示的加热温度、精轧温度、卷绕温度的条件下供给至热轧，得到热轧钢板。对于要制成冷轧钢板的钢板，在如上所述地得到热轧钢板后，进行酸洗、压下率合计为50％的冷轧，在表2-1～2-3所示的条件下进行退火。另外，对一部分钢板通过常规方法实施镀覆，如表2-1～2-3所示那样制成镀覆钢板。

另外，对于一部分钢板，为了将板厚中心部的残留奥氏体设定为以面积率计为10％以上，进行了表3-1～3-3所示的退火。

将有关所得到的钢板的评价结果示于表4-1～5-3中。有关表5-1～5-3所示的表层部中的Al氧化物的“个数密度”、“平均值”、“标准偏差”、“偏离平均值的比例”的详细情况和“残留奥氏体的面积率”的测定方法如上所述。另外，将距离所得到的钢板的表面为板厚的1/4的位置处的化学组成示于表4-1～4-3中。进而，对得到的钢板如下所述地实施了拉伸试验和焊接试验。

拉伸强度(MPa)和总伸长率(％)是按照JIS Z 2241(2011)、在与轧制方向成直角的方向上取长轴制作JIS5号试验片来进行拉伸试验后测定的。本实施例中，将拉伸强度为780MPa以上并且拉伸强度×总伸长率的值为10000MPa％以上的情况作为合格。

另外，焊接试验如下所述地进行。从钢板上采取JIS Z 3137(1999)中记载的试验片，使用伺服电机加压式单相交流点焊接机(电源频率为50Hz)，将其它钢板焊接于该试验片。然后，按照JIS Z 3137(1999)测定十字拉伸力。在本实施例中，将超过6.0kN的情况作为合格。

如上所述，根据本发明，确认了通过表层部的改性能够得到能同时兼顾成型性和焊接性的钢板。

另一方面，就比较例50、71的钢板而言，在连续铸造工序中添加的丝线直径小于1mm，表层部的Al氧化物的个数密度低于3000个/mm²。作为其结果，焊接接头强度为6.0kN以下。

就比较例51、73的钢板而言，在连续铸造工序中添加的丝线的中心位置与钢液表面的距离小于丝线直径，表层部的Al氧化物的个数密度低于3000个/mm²。作为其结果，焊接接头强度为6.0kN以下。

就比较例52、72的钢板而言，由于在连续铸造工序中添加的丝线的中心位置与钢液表面的距离大于丝线直径+30mm，因此表层部的Al氧化物的个数密度低于3000个/mm²，并且在钢板的板厚的1/2位置处，Al氧化物的个数密度大于1000个/mm²。作为其结果，拉伸强度×总伸长率低于10000MPa％，并且焊接接头强度为6.0kN以下。

就比较例53、74的钢板而言，在连续铸造工序中添加的丝线的间隔大于丝线直径+30mm，表层部的Al氧化物的个数密度小于3000个/mm²。作为其结果，尽管拉伸强度×总伸长率为10000MPa％以上，但焊接接头强度为6.0kN以下。

就比较例54、76的钢板而言，在连续铸造工序中添加的丝线的输送速度与钢液的流速之差大于500mm/分钟，表层部的Al氧化物的个数密度小于3000个/mm²。作为其结果，尽管拉伸强度×总伸长率为10000MPa％以上，但焊接接头强度为6.0kN以下。

就比较例55、61的钢板而言，在热轧工序或退火工序中750℃～550℃的平均冷却速度小于2.5℃/秒。作为其结果，这些钢板的拉伸强度低于780MPa。

就比较例57和58的钢板而言，C浓度不满足本实施方式的要件。其结果是，这些钢板不满足拉伸强度和拉伸强度×总伸长率的要件。

就比较例59的钢板而言，由于退火工序中的加热温度低于Ac3点-50℃，因此拉伸强度低于780MPa。

就比较例60的钢板而言，由于退火工序中的加热保持时间比5秒短，因此拉伸强度低于780MPa，拉伸强度×总伸长率低于10000MPa％。

就比较例67、70的钢板而言，在连续铸造工序中添加的丝线直径大于50mm，表层部的Al氧化物的个数密度大于6000个/mm²，粒径的对数值的平均值大于-3.5。作为其结果，就该比较例的钢板而言，拉伸强度×总伸长率低于10000MPa％，焊接接头强度为6.0kN以下。

就比较例68、75的钢板而言，在连续铸造工序中添加的丝线的间隔小于丝线直径，表层部的Al氧化物的个数密度大于6000个/mm²，粒径的对数值的平均值大于-3.5。作为其结果，拉伸强度×总伸长率低于10000MPa％，并且焊接接头强度为6.0kN以下。

就比较例69、77的钢板而言，在连续铸造工序中添加的丝线的输送速度与钢液的流速之差小于-500mm/分钟，表层部的Al氧化物的个数密度大于6000个/mm²。作为其结果，拉伸强度×总伸长率低于10000MPa％，并且焊接接头强度为6.0kN以下。

产业上的可利用性

根据本发明，能够提供成型性和焊接性优良的钢板。这样的本发明的钢板例如在汽车等运输设备的领域中适合作结构材料。

符号说明

1 钢液

2 丝线

11 中间罐

12 连续铸造机